JPH08218154A - 耐金属間化合物析出脆化特性の優れた高強度フェライト系耐熱鋼 - Google Patents
耐金属間化合物析出脆化特性の優れた高強度フェライト系耐熱鋼Info
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- JPH08218154A JPH08218154A JP7025738A JP2573895A JPH08218154A JP H08218154 A JPH08218154 A JP H08218154A JP 7025738 A JP7025738 A JP 7025738A JP 2573895 A JP2573895 A JP 2573895A JP H08218154 A JPH08218154 A JP H08218154A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
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- C22C—ALLOYS
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- Organic Chemistry (AREA)
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は高温クリープ強度に優れ、Ｃｏを含
有し、６００℃以上の高温で、概略Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20
Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅなる組成を有する金属間化合物を生成し
ないマルテンサイト系耐熱鋼の提供するものである。 【構成】 Ｃｏ，Ｍｏ，Ｗを同時に添加した８％以上の
Ｃｒ含有耐熱鋼において、Ｍｇ，Ｂａ，Ｃａ，Ｙ，Ｃ
ｅ，Ｌａ等を微量添加することと、ＴｉとＺｒの少量添
加によって、概略Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅな
る組成の金属間化合物の析出を抑制し、高温クリープ強
度を確保する。
有し、６００℃以上の高温で、概略Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20
Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅなる組成を有する金属間化合物を生成し
ないマルテンサイト系耐熱鋼の提供するものである。 【構成】 Ｃｏ，Ｍｏ，Ｗを同時に添加した８％以上の
Ｃｒ含有耐熱鋼において、Ｍｇ，Ｂａ，Ｃａ，Ｙ，Ｃ
ｅ，Ｌａ等を微量添加することと、ＴｉとＺｒの少量添
加によって、概略Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅな
る組成の金属間化合物の析出を抑制し、高温クリープ強
度を確保する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、フェライト系耐熱鋼に
関するものであり、さらに詳しくは高温・高圧環境下で
使用するクリープ破断強度に優れ、かつ耐金属間化合物
析出脆化特性の優れたフェライト系耐熱鋼に関するもの
である。
関するものであり、さらに詳しくは高温・高圧環境下で
使用するクリープ破断強度に優れ、かつ耐金属間化合物
析出脆化特性の優れたフェライト系耐熱鋼に関するもの
である。
【０００２】
【従来の技術】近年、火力発電ボイラの操業条件は高
温、高圧化が著しく、一部では５６６℃，３１６bar で
の操業が計画されている。将来的には６４９℃，３５２
bar までの条件が想定されており、使用する材料には極
めて苛酷な条件となっている。
温、高圧化が著しく、一部では５６６℃，３１６bar で
の操業が計画されている。将来的には６４９℃，３５２
bar までの条件が想定されており、使用する材料には極
めて苛酷な条件となっている。
【０００３】火力発電プラントに使用される耐熱材料
は、その使用される部位によって曝される環境が異な
る。いわゆる過熱器管、再熱器管と呼ばれる雰囲気温度
の高い部位では高温での耐食性、強度に特に優れたオー
ステナイト系材料、あるいは耐水蒸気酸化特性、熱伝導
率を考慮する場合は９〜１２％のＣｒを含有したマルテ
ンサイト系の材料が多く使用される。
は、その使用される部位によって曝される環境が異な
る。いわゆる過熱器管、再熱器管と呼ばれる雰囲気温度
の高い部位では高温での耐食性、強度に特に優れたオー
ステナイト系材料、あるいは耐水蒸気酸化特性、熱伝導
率を考慮する場合は９〜１２％のＣｒを含有したマルテ
ンサイト系の材料が多く使用される。
【０００４】近年では新たにＷを高温強度向上に発効さ
せるべく添加した新しい耐熱材料が研究開発、実用化さ
れており、発電プラントの高効率化の達成に大きく寄与
している。例えば特開昭６３−８９６４４号公報、特開
昭６１−２３１１３９号公報、特開昭６２−２９７４３
５号公報等に、Ｗを固溶強化元素として使用すること
で、従来のＭｏ添加型フェライト系耐熱鋼に比較して飛
躍的に高いクリープ強度を達成できるフェライト系耐熱
鋼に関する開示がある。これらは多くの場合、組織が焼
き戻しマルテンサイト単相であり、耐水蒸気酸化特性に
優れたフェライト鋼の優位性と、高強度の特性が相俟っ
て、次世代の高温・高圧環境下で使用される材料として
期待されている。その一例として、高温クリープ強度の
優れた１２％Ｃｒ鋼が特開平５−２６３１９６号公報、
特開平５−３１１３４２号公報、特開平５−３１１３４
３号公報、特開平５−３１１３４４号公報、特開平５−
３１１３４５号公報、特開平５−３１１３４６号公報に
開示されている。
せるべく添加した新しい耐熱材料が研究開発、実用化さ
れており、発電プラントの高効率化の達成に大きく寄与
している。例えば特開昭６３−８９６４４号公報、特開
昭６１−２３１１３９号公報、特開昭６２−２９７４３
５号公報等に、Ｗを固溶強化元素として使用すること
で、従来のＭｏ添加型フェライト系耐熱鋼に比較して飛
躍的に高いクリープ強度を達成できるフェライト系耐熱
鋼に関する開示がある。これらは多くの場合、組織が焼
き戻しマルテンサイト単相であり、耐水蒸気酸化特性に
優れたフェライト鋼の優位性と、高強度の特性が相俟っ
て、次世代の高温・高圧環境下で使用される材料として
期待されている。その一例として、高温クリープ強度の
優れた１２％Ｃｒ鋼が特開平５−２６３１９６号公報、
特開平５−３１１３４２号公報、特開平５−３１１３４
３号公報、特開平５−３１１３４４号公報、特開平５−
３１１３４５号公報、特開平５−３１１３４６号公報に
開示されている。
【０００５】フェライト系耐熱鋼の高温強度は固溶強化
と析出強化によって支配される。最近の技術では両者を
バランス良く配合して高温クリープ強度を高めることに
成功しており、Ｗ，Ｍｏが固溶強化に、Ｎｂ，Ｖとその
炭化物あるいは窒化物が析出強化によるクリープ破断強
度向上に有効であることが確認されている。これらの強
度向上に有効な添加元素の唯一の実用上の問題点は、い
ずれもフェライト安定化元素であるために材料のＣｒ当
量値を高め、結果として組織がマルテンサイト単相では
なく、デルタフェライト−焼き戻しマルテンサイトの２
相組織になってしまう。２相組織はマルテンサイト単相
組織とは異なる特性を有し、材料特性として均質性が要
求される場合には敬遠されることが多い。また、各種元
素の相間分配が起こるため、耐食性が不十分な材料では
問題とされることがある。
と析出強化によって支配される。最近の技術では両者を
バランス良く配合して高温クリープ強度を高めることに
成功しており、Ｗ，Ｍｏが固溶強化に、Ｎｂ，Ｖとその
炭化物あるいは窒化物が析出強化によるクリープ破断強
度向上に有効であることが確認されている。これらの強
度向上に有効な添加元素の唯一の実用上の問題点は、い
ずれもフェライト安定化元素であるために材料のＣｒ当
量値を高め、結果として組織がマルテンサイト単相では
なく、デルタフェライト−焼き戻しマルテンサイトの２
相組織になってしまう。２相組織はマルテンサイト単相
組織とは異なる特性を有し、材料特性として均質性が要
求される場合には敬遠されることが多い。また、各種元
素の相間分配が起こるため、耐食性が不十分な材料では
問題とされることがある。
【０００６】従って、フェライト系耐熱鋼のうち焼き戻
しマルテンサイト組織を得て高強度を達成する材料にお
いては組織を単相にすることが必須であって、材料に構
成成分としてオーステナイト安定化元素をある程度添加
し、固溶化熱処理後の冷却時にマルテンサイト単相組織
を得るべく成分設計するのが通常の方法である。
しマルテンサイト組織を得て高強度を達成する材料にお
いては組織を単相にすることが必須であって、材料に構
成成分としてオーステナイト安定化元素をある程度添加
し、固溶化熱処理後の冷却時にマルテンサイト単相組織
を得るべく成分設計するのが通常の方法である。
【０００７】以上の目的で使用されるオーステナイト安
定化元素としてはＮｉ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｃ，Ｎ等が
あり、高温クリープ強度が重視される場合にはＮｉ，Ｍ
ｎがクリープ強度低下を誘引する理由に基づき選択候補
元素から除外され、溶接性を確保する場合にはＣｕが除
外される。ＣとＮは材料の機械的特性を大幅に変化させ
るため、その設計は材料の強度・靭性バランスを考慮し
て決定することが多く、積極的なマルテンサイト単相組
織獲得のための添加には使用できない場合が多い。従っ
て、高価ではあるが他の機械的特性に大きな影響を及ぼ
さないＣｏが最終的に選択されて、最近のフェライト系
耐熱鋼に使用されつつある。
定化元素としてはＮｉ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｃ，Ｎ等が
あり、高温クリープ強度が重視される場合にはＮｉ，Ｍ
ｎがクリープ強度低下を誘引する理由に基づき選択候補
元素から除外され、溶接性を確保する場合にはＣｕが除
外される。ＣとＮは材料の機械的特性を大幅に変化させ
るため、その設計は材料の強度・靭性バランスを考慮し
て決定することが多く、積極的なマルテンサイト単相組
織獲得のための添加には使用できない場合が多い。従っ
て、高価ではあるが他の機械的特性に大きな影響を及ぼ
さないＣｏが最終的に選択されて、最近のフェライト系
耐熱鋼に使用されつつある。
【０００８】本発明者らはこの新しいＷ，Ｍｏ，Ｃｏを
主体とするフェライト系耐熱鋼の技術に注目し、研究を
続けた結果、Ｃｏ，Ｍｏ，Ｗを同時に添加した８％以上
のＣｒを含有する鋼においては、化学成分と熱処理条件
によって、６００℃以上のクリープ破断試験で１万時間
以上が経過した鋼中の粒界に、従来までにフェライト系
耐熱鋼では観察されていなかった概略Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ
20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅなる組成を有する金属間化合物（ＡＳ
ＴＭカード番号２３−１９６の亜種と推定）が析出する
ことを見いだした。この金属間化合物は従って、Ｃｏ，
Ｗ，Ｍｏを複合添加したＣｒ鋼中に、実使用環境下で析
出し、しかもその形態がフィルム状であり、かつ粒界に
沿って５０μｍを超える大きさにまで急速に成長する場
合があることを見いだした。
主体とするフェライト系耐熱鋼の技術に注目し、研究を
続けた結果、Ｃｏ，Ｍｏ，Ｗを同時に添加した８％以上
のＣｒを含有する鋼においては、化学成分と熱処理条件
によって、６００℃以上のクリープ破断試験で１万時間
以上が経過した鋼中の粒界に、従来までにフェライト系
耐熱鋼では観察されていなかった概略Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ
20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅなる組成を有する金属間化合物（ＡＳ
ＴＭカード番号２３−１９６の亜種と推定）が析出する
ことを見いだした。この金属間化合物は従って、Ｃｏ，
Ｗ，Ｍｏを複合添加したＣｒ鋼中に、実使用環境下で析
出し、しかもその形態がフィルム状であり、かつ粒界に
沿って５０μｍを超える大きさにまで急速に成長する場
合があることを見いだした。
【０００９】この金属間化合物が析出した材料ではクリ
ープ破断強度が１０万時間直線外挿推定破断強度で約３
０％、時効後の靭性試験で延性脆性破面繊維温度が約４
０℃上昇することをも研究の結果見いだした。従って本
研究結果から、８％以上のＣｒを含有する高強度Ｃｏ，
Ｍｏ，Ｗ複合添加耐熱鋼では該金属間化合物の析出を抑
制する技術を開発しない限りは、６５０℃，３５０気圧
という苛酷な環境での使用が困難であることが明らかと
なった。
ープ破断強度が１０万時間直線外挿推定破断強度で約３
０％、時効後の靭性試験で延性脆性破面繊維温度が約４
０℃上昇することをも研究の結果見いだした。従って本
研究結果から、８％以上のＣｒを含有する高強度Ｃｏ，
Ｍｏ，Ｗ複合添加耐熱鋼では該金属間化合物の析出を抑
制する技術を開発しない限りは、６５０℃，３５０気圧
という苛酷な環境での使用が困難であることが明らかと
なった。
【００１０】さらなる本発明者らの研究によって、この
フィルム状金属間化合物は、従来脱硫材として鋼中のＳ
を固定する目的で添加されてきたＭｇ，Ｂａ，Ｃａ，
Ｙ，Ｃｅ，Ｌａ等を同時に微量添加する場合、７０％程
度の析出が抑制されること、さらには強力な炭化物形成
元素のうちＴｉとＺｒの少量添加によって金属間化合物
中に極く僅か含有されるＣが固定され、その結果金属間
化合物が変質して、僅かに析出する場合も球状化するこ
とを見いだした。両者の技術は同時に用いられなければ
完全に金属間化合物の析出を抑制することは困難であ
り、どちらか一方のみを用いた場合にはクリープ破断強
度で約２０％の低下、延性脆性破面繊維温度で２０℃の
上昇を避けることはできない。
フィルム状金属間化合物は、従来脱硫材として鋼中のＳ
を固定する目的で添加されてきたＭｇ，Ｂａ，Ｃａ，
Ｙ，Ｃｅ，Ｌａ等を同時に微量添加する場合、７０％程
度の析出が抑制されること、さらには強力な炭化物形成
元素のうちＴｉとＺｒの少量添加によって金属間化合物
中に極く僅か含有されるＣが固定され、その結果金属間
化合物が変質して、僅かに析出する場合も球状化するこ
とを見いだした。両者の技術は同時に用いられなければ
完全に金属間化合物の析出を抑制することは困難であ
り、どちらか一方のみを用いた場合にはクリープ破断強
度で約２０％の低下、延性脆性破面繊維温度で２０℃の
上昇を避けることはできない。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記のような
従来鋼の欠点、即ち概略Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10Ｃ2 −
Ｆｅなる組成を有する金属間化合物の析出を抑制し、８
〜１３％のＣｒを含有して十分な耐食性を有し、かつＭ
ｏ，Ｗを含有して高いクリープ破断強度を有するＣｏ含
有のマルテンサイト単相組織を有する、新しいフェライ
ト系耐熱鋼を提供することを目的とするものである。
従来鋼の欠点、即ち概略Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10Ｃ2 −
Ｆｅなる組成を有する金属間化合物の析出を抑制し、８
〜１３％のＣｒを含有して十分な耐食性を有し、かつＭ
ｏ，Ｗを含有して高いクリープ破断強度を有するＣｏ含
有のマルテンサイト単相組織を有する、新しいフェライ
ト系耐熱鋼を提供することを目的とするものである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明は以上の知見に基
づいてなされたもので、その要旨とするところは、質量
％で、Ｃ :０．０１〜０．３０％、 Ｓi:０．０
１〜０．８０％、Ｍn:０．２０〜１．５０％、
Ｃr:８．００〜１３．００％、Ｍo:０．０１〜３．００
％、 Ｗ :０．１０〜５．００％、Ｃo:０．０５
〜６．００％、 Ｖ :０．００２〜０．８００
％、Ｎb:０．００２〜０．５００％、 Ｎ :０．００
２〜０．２００％を含有し、加えてＣa:０．０００５〜
０．００５０％、Ｂa:０．０００３〜０．００２０％、
Ｍg:０．０００５〜０．００５０％、Ｌa:０．００１〜
０．０２０％、Ｃe:０．００１〜０．０２０％、 Ｙ
:０．００１〜０．０２０％の１種または２種以上をＣ
ａ，Ｂａ，Ｍｇについては析出物の形態で、Ｌａ，Ｃ
ｅ，Ｙは析出物または固溶状態で含有し、同時にＴi:
０．００２〜０．５００％、 Ｚr:０．００２〜０．
５００％の１種または２種を単独であるいは複合して含
有し、あるいはさらに、Ｎi:０．１０〜２．００％、
Ｃu:０．１０〜２．００％の１種または２種を単
独であるいは複合して含有し、加えてさらに、Ｂ :０．
０００５〜０．０１０％超を含有し、Ｐ :０．０３０％
以下、 Ｓ :０．０１０％以下、Ｏ :０．０
２０％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避の不純物
よりなることを特徴とする耐金属間化合物析出脆化特性
の優れた高強度フェライト系耐熱鋼である。以下本発明
を詳細に説明する。
づいてなされたもので、その要旨とするところは、質量
％で、Ｃ :０．０１〜０．３０％、 Ｓi:０．０
１〜０．８０％、Ｍn:０．２０〜１．５０％、
Ｃr:８．００〜１３．００％、Ｍo:０．０１〜３．００
％、 Ｗ :０．１０〜５．００％、Ｃo:０．０５
〜６．００％、 Ｖ :０．００２〜０．８００
％、Ｎb:０．００２〜０．５００％、 Ｎ :０．００
２〜０．２００％を含有し、加えてＣa:０．０００５〜
０．００５０％、Ｂa:０．０００３〜０．００２０％、
Ｍg:０．０００５〜０．００５０％、Ｌa:０．００１〜
０．０２０％、Ｃe:０．００１〜０．０２０％、 Ｙ
:０．００１〜０．０２０％の１種または２種以上をＣ
ａ，Ｂａ，Ｍｇについては析出物の形態で、Ｌａ，Ｃ
ｅ，Ｙは析出物または固溶状態で含有し、同時にＴi:
０．００２〜０．５００％、 Ｚr:０．００２〜０．
５００％の１種または２種を単独であるいは複合して含
有し、あるいはさらに、Ｎi:０．１０〜２．００％、
Ｃu:０．１０〜２．００％の１種または２種を単
独であるいは複合して含有し、加えてさらに、Ｂ :０．
０００５〜０．０１０％超を含有し、Ｐ :０．０３０％
以下、 Ｓ :０．０１０％以下、Ｏ :０．０
２０％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避の不純物
よりなることを特徴とする耐金属間化合物析出脆化特性
の優れた高強度フェライト系耐熱鋼である。以下本発明
を詳細に説明する。
【００１３】
【作用】最初に、本発明において各成分範囲を前記のご
とく限定した理由を以下に説明する。Ｃは強度の保持に
必要であるが、０．０１％未満では強度確保に不十分で
あり、０．３０％超の場合には溶接熱影響部が著しく硬
化し、溶接時低温割れの原因となるため、範囲を０．０
１〜０．３０％とした。Ｃは有害な金属間化合物にも極
微量含有されてはいるが、添加するＣ量と金属間化合物
の析出条件には相関がない。
とく限定した理由を以下に説明する。Ｃは強度の保持に
必要であるが、０．０１％未満では強度確保に不十分で
あり、０．３０％超の場合には溶接熱影響部が著しく硬
化し、溶接時低温割れの原因となるため、範囲を０．０
１〜０．３０％とした。Ｃは有害な金属間化合物にも極
微量含有されてはいるが、添加するＣ量と金属間化合物
の析出条件には相関がない。
【００１４】Ｓｉは耐酸化性確保に重要で、かつ脱酸剤
として必要な元素であるが、０．０１％未満では不十分
であって、０．８０％超ではクリープ強度を低下させる
ので０．０２〜０．８０％の範囲とした。Ｍｎは脱酸の
ためのみでなく強度保持上も必要な成分である。効果を
十分に得るためには０．２０％以上の添加が必要であ
り、１．５０％を超すと、クリープ強度が低下する場合
があるので、０．２０〜１．５０％の範囲とした。
として必要な元素であるが、０．０１％未満では不十分
であって、０．８０％超ではクリープ強度を低下させる
ので０．０２〜０．８０％の範囲とした。Ｍｎは脱酸の
ためのみでなく強度保持上も必要な成分である。効果を
十分に得るためには０．２０％以上の添加が必要であ
り、１．５０％を超すと、クリープ強度が低下する場合
があるので、０．２０〜１．５０％の範囲とした。
【００１５】Ｃｒは耐酸化性に不可欠の元素であって、
同時にＣと結合してＣｒ23Ｃ6 ，Ｃｒ7 Ｃ3 等の形態で
母材マトリックス中に微細析出することでクリープ強度
の上昇に寄与している。耐酸化性の観点から、下限は
８．００％とし、上限は、マルテンサイト単相組織を安
定して得るために１３．００％とした。
同時にＣと結合してＣｒ23Ｃ6 ，Ｃｒ7 Ｃ3 等の形態で
母材マトリックス中に微細析出することでクリープ強度
の上昇に寄与している。耐酸化性の観点から、下限は
８．００％とし、上限は、マルテンサイト単相組織を安
定して得るために１３．００％とした。
【００１６】Ｗは固溶強化によりクリープ強度を顕著に
高める元素であり、特に５００℃以上の高温において長
時間のクリープ強度を著しく高める。５．００％を超え
て添加するとＬａｖｅｓ相型の金属間化合物として粒界
を中心に大量に析出し母材靭性、クリープ強度を著しく
低下させるため、上限を５．００％とした。また、０．
１０％未満では固溶強化の効果が不十分であるので下限
を０．１０％とした。
高める元素であり、特に５００℃以上の高温において長
時間のクリープ強度を著しく高める。５．００％を超え
て添加するとＬａｖｅｓ相型の金属間化合物として粒界
を中心に大量に析出し母材靭性、クリープ強度を著しく
低下させるため、上限を５．００％とした。また、０．
１０％未満では固溶強化の効果が不十分であるので下限
を０．１０％とした。
【００１７】Ｃｏは、材料の強度靭性等の機械的特性、
変態点等の熱力学的特性に大きな変化を与えることな
く、Ｃｒ当量値を下げる有効な元素である。０．０５％
未満ではオーステナイト安定化元素として効果がなく、
６．００％を超えて添加する場合には、Ｃｏ主体の金属
間化合物（概略Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅなる
組成を有する金属間化合物とは構造・性質が異なる）が
多量に析出し、母材のクリープ破断強度が低下すること
から、添加範囲を０．０５〜６．００％に決定した。
変態点等の熱力学的特性に大きな変化を与えることな
く、Ｃｒ当量値を下げる有効な元素である。０．０５％
未満ではオーステナイト安定化元素として効果がなく、
６．００％を超えて添加する場合には、Ｃｏ主体の金属
間化合物（概略Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅなる
組成を有する金属間化合物とは構造・性質が異なる）が
多量に析出し、母材のクリープ破断強度が低下すること
から、添加範囲を０．０５〜６．００％に決定した。
【００１８】Ｍｏも固溶強化により、高温強度を高める
元素であるが、０．０１％未満では効果が不十分であ
り、３．００％超ではＭｏ2 Ｃ型の炭化物の大量析出、
あるいはＦｅ2 Ｍｏ型の金属間化合物の析出によってＷ
と同時に添加した場合に母材靭性を著しく低下させる場
合があるので上限を３．００％とした。
元素であるが、０．０１％未満では効果が不十分であ
り、３．００％超ではＭｏ2 Ｃ型の炭化物の大量析出、
あるいはＦｅ2 Ｍｏ型の金属間化合物の析出によってＷ
と同時に添加した場合に母材靭性を著しく低下させる場
合があるので上限を３．００％とした。
【００１９】Ｖは析出物として析出しても、Ｗと同様に
マトリックスに固溶しても、鋼の高温クリープ破断強度
を著しく高める元素である。本発明においては０．００
２％未満ではＶ析出物による析出強化が不十分であり、
逆に０．８００％を超えるとＶ系炭化物あるいは炭窒化
物のクラスターが生成して靭性低下をきたすために添加
の範囲を０．００２〜０．８００％とした。
マトリックスに固溶しても、鋼の高温クリープ破断強度
を著しく高める元素である。本発明においては０．００
２％未満ではＶ析出物による析出強化が不十分であり、
逆に０．８００％を超えるとＶ系炭化物あるいは炭窒化
物のクラスターが生成して靭性低下をきたすために添加
の範囲を０．００２〜０．８００％とした。
【００２０】ＮｂはＭＸ型の炭化物、もしくは炭窒化物
としての析出によって高温強度を高め、また固溶強化に
も寄与する。０．００２％未満では添加効果が認められ
ず、０．５００％を超えて添加すると、粗大析出し、靭
性を低下させるので添加範囲を０．００２〜０．５００
％に限った。
としての析出によって高温強度を高め、また固溶強化に
も寄与する。０．００２％未満では添加効果が認められ
ず、０．５００％を超えて添加すると、粗大析出し、靭
性を低下させるので添加範囲を０．００２〜０．５００
％に限った。
【００２１】Ｎはマトリックスに固溶あるいは窒化物、
炭窒化物として析出し、主にＶＮ，ＮｂＮ、あるいはそ
れぞれの炭窒化物の形態をとって固溶強化にも析出強化
にも寄与する。０．００２％未満の添加では強化への寄
与は殆どなく、また最大１３％までのＣｒ添加量に応じ
て溶鋼中に添加できる上限値を考慮して添加限度を０．
２００％とした。
炭窒化物として析出し、主にＶＮ，ＮｂＮ、あるいはそ
れぞれの炭窒化物の形態をとって固溶強化にも析出強化
にも寄与する。０．００２％未満の添加では強化への寄
与は殆どなく、また最大１３％までのＣｒ添加量に応じ
て溶鋼中に添加できる上限値を考慮して添加限度を０．
２００％とした。
【００２２】Ｃａ，Ｂａ，Ｍｇ，Ｙ，Ｃｅ，Ｌａのうち
１種または２種以上をそれぞれＣａ：０．０００５〜
０．００５０％、Ｂａ：０．０００３〜０．００２０
％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｌａ：０．
００１〜０．０２０％、Ｃｅ：０．００１〜０．０２０
％、Ｙ：０．００１〜０．０２０％の範囲に限定して添
加することは、まさに本発明の根幹技術の１つをなすも
のであり、概略Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅなる
組成を有する金属間化合物の粒界フィルム状析出を約９
０％防止する。Ｃａ，Ｂａ，Ｍｇは鋼中に殆ど固溶せ
ず、主に粒界近傍に硫化物あるいは粒界粒内を問わず酸
化物の形態で介在物として存在する。それぞれは強力な
Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅ金属間化合物生成抑
制元素であり、硫化物あるいは酸化物の形態から一次的
に分解して当該金属間化合物の格子構造を切断し、別の
球状金属間化合物となるか、もしくは金属間化合物を鋼
中に再固溶させる。
１種または２種以上をそれぞれＣａ：０．０００５〜
０．００５０％、Ｂａ：０．０００３〜０．００２０
％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｌａ：０．
００１〜０．０２０％、Ｃｅ：０．００１〜０．０２０
％、Ｙ：０．００１〜０．０２０％の範囲に限定して添
加することは、まさに本発明の根幹技術の１つをなすも
のであり、概略Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅなる
組成を有する金属間化合物の粒界フィルム状析出を約９
０％防止する。Ｃａ，Ｂａ，Ｍｇは鋼中に殆ど固溶せ
ず、主に粒界近傍に硫化物あるいは粒界粒内を問わず酸
化物の形態で介在物として存在する。それぞれは強力な
Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅ金属間化合物生成抑
制元素であり、硫化物あるいは酸化物の形態から一次的
に分解して当該金属間化合物の格子構造を切断し、別の
球状金属間化合物となるか、もしくは金属間化合物を鋼
中に再固溶させる。
【００２３】Ｌａ，Ｃｅ，Ｙは硫化物、酸化物の形態で
存在しても、鋼中に固溶しても金属間化合物の生成をＣ
ａ，Ｂａ，Ｍｇと同様な機構で抑制する。この場合、固
溶状態のＹ，Ｃｅ，Ｌａは析出状態の場合に比較して金
属間化合物生成抑制効果が高い。いずれも上記の成分範
囲で最も効果が高く、下限添加量未満の添加量では効果
が不十分、超過の添加量では、Ｃａ，Ｂａ，Ｍｇでは熱
間加工性を低下させ、Ｙ，Ｃｅ，Ｌａは粗大な酸化物が
多数生成して靭性が低下するため、上記の成分範囲を定
めたものである。
存在しても、鋼中に固溶しても金属間化合物の生成をＣ
ａ，Ｂａ，Ｍｇと同様な機構で抑制する。この場合、固
溶状態のＹ，Ｃｅ，Ｌａは析出状態の場合に比較して金
属間化合物生成抑制効果が高い。いずれも上記の成分範
囲で最も効果が高く、下限添加量未満の添加量では効果
が不十分、超過の添加量では、Ｃａ，Ｂａ，Ｍｇでは熱
間加工性を低下させ、Ｙ，Ｃｅ，Ｌａは粗大な酸化物が
多数生成して靭性が低下するため、上記の成分範囲を定
めたものである。
【００２４】Ｔｉ，Ｚｒは金属間化合物中の微量構成元
素であるＣを強い炭化物生成能で奪取し、結果として当
該金属間化合物を球状化する働きを有する。この技術も
本発明の根幹にかかわる。いずれも０．００２％未満で
は効果が不十分であり、０．５００％を超えて添加した
場合は粗大な炭化物、炭窒化物、あるいは窒化物が析出
して靭性を低下させるため、添加範囲を０．００２〜
０．５００％に限定した。
素であるＣを強い炭化物生成能で奪取し、結果として当
該金属間化合物を球状化する働きを有する。この技術も
本発明の根幹にかかわる。いずれも０．００２％未満で
は効果が不十分であり、０．５００％を超えて添加した
場合は粗大な炭化物、炭窒化物、あるいは窒化物が析出
して靭性を低下させるため、添加範囲を０．００２〜
０．５００％に限定した。
【００２５】ＴｉおよびＺｒの１種または２種とＣａ，
Ｂａ，Ｍｇ，Ｃｅ，Ｙ，Ｌａの１種または２種以上添加
の技術は同時に適用しなければＣｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10
Ｃ2−Ｆｅ金属間化合物の生成を完全に抑制することが
できず、目的とする機械的特性は確保できない。この複
合添加技術は本発明に不可欠の要素であり、かつ最大の
特徴である。この複合添加効果は以下の実験に基づいて
確認した。
Ｂａ，Ｍｇ，Ｃｅ，Ｙ，Ｌａの１種または２種以上添加
の技術は同時に適用しなければＣｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10
Ｃ2−Ｆｅ金属間化合物の生成を完全に抑制することが
できず、目的とする機械的特性は確保できない。この複
合添加技術は本発明に不可欠の要素であり、かつ最大の
特徴である。この複合添加効果は以下の実験に基づいて
確認した。
【００２６】Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｂａ，Ｍｇ，Ｌａ，Ｃ
ｅ，Ｙを除いて、本発明の化学成分範囲の鋼をＶＩＭ
（真空誘導加熱炉）、ＥＦ（電気炉）で溶製し、必要に
応じてＡＯＤ（Ａｒ酸素吹き脱炭精錬装置）、ＶＯＤ
（真空排気酸素吹き脱炭装置）、ＬＦ（溶鋼取鍋精錬装
置）を選んで使用し、連続鋳造装置もしくは通常の鋼塊
鋳造装置にて鋳造し、連続鋳造鋳片の場合には最大２１
０×１６００mmの断面を有するスラブ、あるいはそれ以
下の断面積を有するビレットとし、通常の鋼塊鋳造装置
による鋳造では種々の大きさのインゴットとした後に鍛
造あるいは熱間圧延して、後の調査に支障のない大きさ
の鋼塊試験片（１０kg〜２０ton の種々の大きさを有す
る）に加工した。
ｅ，Ｙを除いて、本発明の化学成分範囲の鋼をＶＩＭ
（真空誘導加熱炉）、ＥＦ（電気炉）で溶製し、必要に
応じてＡＯＤ（Ａｒ酸素吹き脱炭精錬装置）、ＶＯＤ
（真空排気酸素吹き脱炭装置）、ＬＦ（溶鋼取鍋精錬装
置）を選んで使用し、連続鋳造装置もしくは通常の鋼塊
鋳造装置にて鋳造し、連続鋳造鋳片の場合には最大２１
０×１６００mmの断面を有するスラブ、あるいはそれ以
下の断面積を有するビレットとし、通常の鋼塊鋳造装置
による鋳造では種々の大きさのインゴットとした後に鍛
造あるいは熱間圧延して、後の調査に支障のない大きさ
の鋼塊試験片（１０kg〜２０ton の種々の大きさを有す
る）に加工した。
【００２７】スラブ、ビレット、鋼塊試験片は、１１０
０℃にて１時間の固溶化処理（焼準処理）を施し、空冷
にてマルテンサイト組織に焼入れた後、本発明鋼の概略
のＡ１変態点以下である７８０℃に再加熱して１時間焼
き戻し、後に空冷した。
０℃にて１時間の固溶化処理（焼準処理）を施し、空冷
にてマルテンサイト組織に焼入れた後、本発明鋼の概略
のＡ１変態点以下である７８０℃に再加熱して１時間焼
き戻し、後に空冷した。
【００２８】熱処理の終了した試験片から、熱間圧延材
料では図１に示す要領で、鋼板の圧延方向と平行
に、クリープ破断強度評価試験片を採取し、鍛造した
鋼塊試験片からは、試験片の長手方向より同様にクリー
プ破断試験片を採取した。試験材の金属間化合物析出挙
動を調査するために、クリープ破断した試験片からブロ
ック試験片を切り出し、有機酸による基材の電解を行
い、析出物を吸引濾過により分離抽出した。さらに抽出
した残渣を原子吸光光度法あるいはガスクロマトグラフ
ィーにより検量線を用いて定量分析し、あるいはＸ線回
折定性分析により、各析出物の存在を確認した。また、
必要に応じて薄膜試料あるいはレプリカ試料を準備し、
析出物の構造解析を実施し、形態を観察した。
料では図１に示す要領で、鋼板の圧延方向と平行
に、クリープ破断強度評価試験片を採取し、鍛造した
鋼塊試験片からは、試験片の長手方向より同様にクリー
プ破断試験片を採取した。試験材の金属間化合物析出挙
動を調査するために、クリープ破断した試験片からブロ
ック試験片を切り出し、有機酸による基材の電解を行
い、析出物を吸引濾過により分離抽出した。さらに抽出
した残渣を原子吸光光度法あるいはガスクロマトグラフ
ィーにより検量線を用いて定量分析し、あるいはＸ線回
折定性分析により、各析出物の存在を確認した。また、
必要に応じて薄膜試料あるいはレプリカ試料を準備し、
析出物の構造解析を実施し、形態を観察した。
【００２９】クリープ破断強度の評価は、６５０℃にて
１万時間までのクリープ破断強度測定データに基づき、
１０万時間のクリープ破断強度を直線外挿にて推定し、
６５０℃，３５０bar でのボイラ操業条件を想定して、
蒸気配管、熱交換器等の部品に負荷される応力を勘案し
て、１００MPa を基準値に設定した。すなわち、６５０
℃，１０万時間の直線外挿推定クリープ破断強度が１０
０MPa を超えていれば、金属間化合物の析出が殆どな
く、本発明の目的とするクリープ破断強度を達成できた
ものと考えた。
１万時間までのクリープ破断強度測定データに基づき、
１０万時間のクリープ破断強度を直線外挿にて推定し、
６５０℃，３５０bar でのボイラ操業条件を想定して、
蒸気配管、熱交換器等の部品に負荷される応力を勘案し
て、１００MPa を基準値に設定した。すなわち、６５０
℃，１０万時間の直線外挿推定クリープ破断強度が１０
０MPa を超えていれば、金属間化合物の析出が殆どな
く、本発明の目的とするクリープ破断強度を達成できた
ものと考えた。
【００３０】図２は、６５０℃，１０万時間の直線外挿
推定クリープ破断強度をMpa 単位の数字で、Ｔｉあるい
はＺｒのうち１種を、およびＣａ，Ｍｇ，Ｂａのうちの
１種をそれぞれ添加した場合の、それぞれの添加元素を
濃度に対してプロットした図である。プロット円の中の
数字がクリープ破断強度（MPa)を示すものである。円の
下あるいは横に記してある元素記号は、選択された添加
元素種を示す。
推定クリープ破断強度をMpa 単位の数字で、Ｔｉあるい
はＺｒのうち１種を、およびＣａ，Ｍｇ，Ｂａのうちの
１種をそれぞれ添加した場合の、それぞれの添加元素を
濃度に対してプロットした図である。プロット円の中の
数字がクリープ破断強度（MPa)を示すものである。円の
下あるいは横に記してある元素記号は、選択された添加
元素種を示す。
【００３１】ＴｉあるいはＺｒのみを単独で、もしくは
Ｃａ，Ｂａ，Ｍｇのうち１種を単独で添加した場合に
は、その添加量に拘わらず、６５０℃，１０万時間の直
線外挿推定クリープ破断強度は１００MPa 以下となる。
これはＴｉ，ＺｒもしくはＣａ，Ｍｇ，Ｂａを単独で添
加しても、金属間化合物の析出を抑制できず、クリープ
破断強度が低下することを表している。一方、Ｔｉある
いはＺｒの１種、およびＣａ，Ｍｇ，Ｂａの１種を、本
発明の請求範囲の量だけ添加する場合、すなわちＴｉお
よびＺｒは０．００２〜０．５００％、Ｃａ，Ｍｇは
０．０００５〜０．００５０％、Ｂａは０．０００３〜
０．００２０％の場合には、クリープ破断強度は１００
MPa を超えており、電子顕微鏡解析および電解抽出残渣
の定量、定性分析では、これらクリープ破断強度が１０
０MPa 以上の試験片では、概略Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10
Ｃ2 −Ｆｅなる組成を有する金属間化合物（ＡＳＴＭカ
ード番号２３−１９６の亜種と推定）が析出していない
ことが確認できた。逆に、本発明の成分範囲を外れるＴ
ｉ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｂａを添加した鋼では、概略Ｃ
ｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅなる組成を有する金属
間化合物を検出することができ、その存在を確認した。
Ｃａ，Ｂａ，Ｍｇのうち１種を単独で添加した場合に
は、その添加量に拘わらず、６５０℃，１０万時間の直
線外挿推定クリープ破断強度は１００MPa 以下となる。
これはＴｉ，ＺｒもしくはＣａ，Ｍｇ，Ｂａを単独で添
加しても、金属間化合物の析出を抑制できず、クリープ
破断強度が低下することを表している。一方、Ｔｉある
いはＺｒの１種、およびＣａ，Ｍｇ，Ｂａの１種を、本
発明の請求範囲の量だけ添加する場合、すなわちＴｉお
よびＺｒは０．００２〜０．５００％、Ｃａ，Ｍｇは
０．０００５〜０．００５０％、Ｂａは０．０００３〜
０．００２０％の場合には、クリープ破断強度は１００
MPa を超えており、電子顕微鏡解析および電解抽出残渣
の定量、定性分析では、これらクリープ破断強度が１０
０MPa 以上の試験片では、概略Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10
Ｃ2 −Ｆｅなる組成を有する金属間化合物（ＡＳＴＭカ
ード番号２３−１９６の亜種と推定）が析出していない
ことが確認できた。逆に、本発明の成分範囲を外れるＴ
ｉ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｂａを添加した鋼では、概略Ｃ
ｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅなる組成を有する金属
間化合物を検出することができ、その存在を確認した。
【００３２】図３は、図２のＣａ，Ｍｇ，Ｂａの群を
Ｙ，Ｃｅ，Ｌａに置換して全く同様の実験を実施した結
果である。Ｙ，Ｃｅ，Ｌａの挙動は、Ｃａ，Ｍｇ，Ｂａ
と全く同様であった。すなわち、Ｙ，Ｃｅ，Ｌａが０．
００１〜０．０２０％でかつＴｉ，Ｚｒが０．００２〜
０．５００％の場合には６５０℃，１０万時間の直線外
挿推定クリープ破断強度は１００MPa 以上となり、概略
Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅなる組成を有する金
属間化合物は検出されなかった。逆に、本発明の成分範
囲を外れるＴｉ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｂａを添加した鋼
では、概略Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅなる組成
を有する金属間化合物を検出することができ、その存在
を確認した。さらに、この場合にはクリープ破断強度は
常に１００MPa を下回った。
Ｙ，Ｃｅ，Ｌａに置換して全く同様の実験を実施した結
果である。Ｙ，Ｃｅ，Ｌａの挙動は、Ｃａ，Ｍｇ，Ｂａ
と全く同様であった。すなわち、Ｙ，Ｃｅ，Ｌａが０．
００１〜０．０２０％でかつＴｉ，Ｚｒが０．００２〜
０．５００％の場合には６５０℃，１０万時間の直線外
挿推定クリープ破断強度は１００MPa 以上となり、概略
Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅなる組成を有する金
属間化合物は検出されなかった。逆に、本発明の成分範
囲を外れるＴｉ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｂａを添加した鋼
では、概略Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅなる組成
を有する金属間化合物を検出することができ、その存在
を確認した。さらに、この場合にはクリープ破断強度は
常に１００MPa を下回った。
【００３３】以上の結果は、ＴｉとＺｒを複合して添加
した場合、およびＣａ，Ｍｇ，Ｂａ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅの
２種以上を複合して添加した場合についても、各々の元
素が本発明の化学成分範囲に入っている場合、および１
つでもその範囲を外れる場合において、全く同様であっ
た。これらの結果は表１にその一部を示した。すなわ
ち、Ｔｉ，Ｚｒの１種または２種を、Ｃａ，Ｍｇ，Ｂ
ａ，Ｙ，Ｃｅ，Ｌａの１種または２種以上と複合して添
加することが必要であり、かつ各種元素の添加量は請求
範囲に定めた値でなければならないことが判明したもの
である。
した場合、およびＣａ，Ｍｇ，Ｂａ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅの
２種以上を複合して添加した場合についても、各々の元
素が本発明の化学成分範囲に入っている場合、および１
つでもその範囲を外れる場合において、全く同様であっ
た。これらの結果は表１にその一部を示した。すなわ
ち、Ｔｉ，Ｚｒの１種または２種を、Ｃａ，Ｍｇ，Ｂ
ａ，Ｙ，Ｃｅ，Ｌａの１種または２種以上と複合して添
加することが必要であり、かつ各種元素の添加量は請求
範囲に定めた値でなければならないことが判明したもの
である。
【００３４】本発明鋼の溶解方法は全く制限がなく、転
炉、誘導加熱炉、アーク溶解炉、電気炉等、鋼の化学成
分とコストを勘案して使用プロセスを決定すれば良い。
ただし、製錬工程はＴｉ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｂａ，
Ｙ，Ｃｅ，Ｌａを添加できるホッパーを備え、しかも溶
鋼中の酸素濃度をこれら添加元素が酸化物としてスラグ
アウトしない程度に十分低く制御できる能力がなければ
ならない。従ってＡｒ気泡吹き込み装置やアーク加熱も
しくはプラズマ加熱機を装備したＬＦあるいは真空脱ガ
ス処理装置を適用することが有益であって、本発明の効
果を高めるものである。それ以外の製造工程、具体的に
は圧延、熱処理、製管、溶接、切断、検査等の本発明に
よって鋼または鋼製品を製造する上で必要または有用と
考えられるあらゆる製造工程は、これを適用することが
できて、本発明の効果を何ら妨げるものではない。
炉、誘導加熱炉、アーク溶解炉、電気炉等、鋼の化学成
分とコストを勘案して使用プロセスを決定すれば良い。
ただし、製錬工程はＴｉ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｂａ，
Ｙ，Ｃｅ，Ｌａを添加できるホッパーを備え、しかも溶
鋼中の酸素濃度をこれら添加元素が酸化物としてスラグ
アウトしない程度に十分低く制御できる能力がなければ
ならない。従ってＡｒ気泡吹き込み装置やアーク加熱も
しくはプラズマ加熱機を装備したＬＦあるいは真空脱ガ
ス処理装置を適用することが有益であって、本発明の効
果を高めるものである。それ以外の製造工程、具体的に
は圧延、熱処理、製管、溶接、切断、検査等の本発明に
よって鋼または鋼製品を製造する上で必要または有用と
考えられるあらゆる製造工程は、これを適用することが
できて、本発明の効果を何ら妨げるものではない。
【００３５】特に、鋼管の製造工程としては、本発明の
製造工程を必ず含む条件の下に、丸ビレットあるいは角
ビレットへ加工した後に、熱間押し出し、あるいは種々
のシームレス圧延法によってシームレスパイプおよびチ
ューブに加工する方法、薄板に熱間圧延、冷間圧延した
後に電気抵抗溶接によって電縫鋼管とする方法、および
ＴＩＧ，ＭＩＧ，ＳＡＷ，ＬＡＳＥＲ，ＥＢ溶接を単独
で、あるいは併用して溶接鋼管とする方法が適用でき
て、さらには以上の各方法の後に熱間あるいは温間でＳ
Ｒ（絞り圧延）ないしは定形圧延、さらには各種矯正工
程を追加実施することも可能であり、本発明鋼の適用寸
法範囲を拡大することが可能である。
製造工程を必ず含む条件の下に、丸ビレットあるいは角
ビレットへ加工した後に、熱間押し出し、あるいは種々
のシームレス圧延法によってシームレスパイプおよびチ
ューブに加工する方法、薄板に熱間圧延、冷間圧延した
後に電気抵抗溶接によって電縫鋼管とする方法、および
ＴＩＧ，ＭＩＧ，ＳＡＷ，ＬＡＳＥＲ，ＥＢ溶接を単独
で、あるいは併用して溶接鋼管とする方法が適用でき
て、さらには以上の各方法の後に熱間あるいは温間でＳ
Ｒ（絞り圧延）ないしは定形圧延、さらには各種矯正工
程を追加実施することも可能であり、本発明鋼の適用寸
法範囲を拡大することが可能である。
【００３６】本発明鋼はさらに、厚板および薄板の形で
提供することも可能であり、必要とされる熱処理を施し
た板を用いて種々の耐熱材料の形状で使用することが可
能であって、本発明の効果に何ら影響を与えない。加え
てさらに、ＨＩＰ（熱間等方静水圧加圧焼結装置）、Ｃ
ＩＰ（冷間等方静水圧加圧成形装置）、焼結等の粉末冶
金法を適用することも可能であって、成形処理後に必須
の熱処理を加えて各種形状の製品とすることができる。
提供することも可能であり、必要とされる熱処理を施し
た板を用いて種々の耐熱材料の形状で使用することが可
能であって、本発明の効果に何ら影響を与えない。加え
てさらに、ＨＩＰ（熱間等方静水圧加圧焼結装置）、Ｃ
ＩＰ（冷間等方静水圧加圧成形装置）、焼結等の粉末冶
金法を適用することも可能であって、成形処理後に必須
の熱処理を加えて各種形状の製品とすることができる。
【００３７】以上の鋼管、板、各種形状の耐熱部材には
それぞれ目的、用途に応じて各種熱処理を施すことが可
能であって、また本発明の効果を十分に発揮する上で重
要である。通常は焼準（固溶化熱処理）＋焼き戻し工程
を経て製品とする場合が多いが、これに加えて再焼き戻
し、焼準工程を単独で、あるいは併用して施すことが可
能であり、また有用である。ただし、固溶化熱処理後の
冷却停止および保持は必須である。窒素あるいは炭素含
有量が比較的高い場合およびＣｏ，Ｎｉ等のオーステナ
イト安定化元素を多く含有する場合、Ｃｒ当量値が低く
なる場合には残留オーステナイト相を回避するべく０℃
以下に冷却する、いわゆる深冷処理を適用することがで
きて、本発明鋼の機械的特性の十分な発現に有効であ
る。材料特性の十分な発現に必要な範囲で、以上の工程
は各々の工程を複数回繰り返して適用することもまた可
能であって、本発明の効果に何ら影響を与えるものでは
ない。以上の工程を適宜選択して、本発明鋼の製造プロ
セスに適用すれば良い。
それぞれ目的、用途に応じて各種熱処理を施すことが可
能であって、また本発明の効果を十分に発揮する上で重
要である。通常は焼準（固溶化熱処理）＋焼き戻し工程
を経て製品とする場合が多いが、これに加えて再焼き戻
し、焼準工程を単独で、あるいは併用して施すことが可
能であり、また有用である。ただし、固溶化熱処理後の
冷却停止および保持は必須である。窒素あるいは炭素含
有量が比較的高い場合およびＣｏ，Ｎｉ等のオーステナ
イト安定化元素を多く含有する場合、Ｃｒ当量値が低く
なる場合には残留オーステナイト相を回避するべく０℃
以下に冷却する、いわゆる深冷処理を適用することがで
きて、本発明鋼の機械的特性の十分な発現に有効であ
る。材料特性の十分な発現に必要な範囲で、以上の工程
は各々の工程を複数回繰り返して適用することもまた可
能であって、本発明の効果に何ら影響を与えるものでは
ない。以上の工程を適宜選択して、本発明鋼の製造プロ
セスに適用すれば良い。
【００３８】
【実施例】表１に示す、本発明の鋼それぞれ３００ton
，１２０ton ，６０ton ，１ton，３００kg，１００k
g，５０kgを通常の高炉銑−転炉吹錬法，ＶＩＭ，ＥＦ
あるいは実験室真空溶解設備を用いて溶製し、アーク再
加熱設備を付帯するＡｒ吹き込み可能なＬＦ設備もしく
は同等能力を付帯する小型再現試験設備によって精錬
し、連続鋳造によって１２００mm×２１０mmの鋳片、５
６０×２１０mmのビレットとし、あるいは通常の造塊法
によって５０kgから５０ton の鋼塊とした。得られた鋳
片、ビレットおよび鋼塊は熱間圧延もしくは熱間鍛造に
て板厚５０mmの厚板、および１２mmの薄板とするか、も
しくは丸ビレットに加工して熱間押出にて外径７４mm、
肉厚１０mmのチューブを、シームレス圧延にて外径３８
０mm、肉厚５０mmのパイプをそれぞれ製造した。さらに
薄板は成形加工して電縫溶接して外径２８０mm、肉厚１
２mmの電縫鋼管とした。
，１２０ton ，６０ton ，１ton，３００kg，１００k
g，５０kgを通常の高炉銑−転炉吹錬法，ＶＩＭ，ＥＦ
あるいは実験室真空溶解設備を用いて溶製し、アーク再
加熱設備を付帯するＡｒ吹き込み可能なＬＦ設備もしく
は同等能力を付帯する小型再現試験設備によって精錬
し、連続鋳造によって１２００mm×２１０mmの鋳片、５
６０×２１０mmのビレットとし、あるいは通常の造塊法
によって５０kgから５０ton の鋼塊とした。得られた鋳
片、ビレットおよび鋼塊は熱間圧延もしくは熱間鍛造に
て板厚５０mmの厚板、および１２mmの薄板とするか、も
しくは丸ビレットに加工して熱間押出にて外径７４mm、
肉厚１０mmのチューブを、シームレス圧延にて外径３８
０mm、肉厚５０mmのパイプをそれぞれ製造した。さらに
薄板は成形加工して電縫溶接して外径２８０mm、肉厚１
２mmの電縫鋼管とした。
【００３９】全ての板および管は固溶化熱処理を最高加
熱温度９５０〜１３５０℃、１時間保持の条件で施し、
後に空冷し、さらに７５０〜８００℃で１時間焼き戻し
処理を実施した。
熱温度９５０〜１３５０℃、１時間保持の条件で施し、
後に空冷し、さらに７５０〜８００℃で１時間焼き戻し
処理を実施した。
【００４０】母材のクリープ特性は図１に示す要領で、
直径６mmのクリープ試験片を切り出し、６５０℃にて
クリープ破断強度を１万時間まで測定し、得られたデー
タを直線外挿して１０万時間のクリープ破断強度とし
た。
直径６mmのクリープ試験片を切り出し、６５０℃にて
クリープ破断強度を１万時間まで測定し、得られたデー
タを直線外挿して１０万時間のクリープ破断強度とし
た。
【００４１】図４には母材のクリープ破断強度の１万時
間までの測定結果を、１０万時間推定破断強度の外挿直
線と一緒に示した。本発明鋼の高温クリープ破断強度は
従来の９〜１２％Ｃｒ鋼に比較して高いことが判る。
間までの測定結果を、１０万時間推定破断強度の外挿直
線と一緒に示した。本発明鋼の高温クリープ破断強度は
従来の９〜１２％Ｃｒ鋼に比較して高いことが判る。
【００４２】図５は、Ｗの含有量と６５０℃，１０万時
間推定クリープ破断強度の関係を示す図である。Ｗ含有
量が０．１０〜５．００％の間にある場合には、クリー
プ破断強度は１００MPa を超えている。
間推定クリープ破断強度の関係を示す図である。Ｗ含有
量が０．１０〜５．００％の間にある場合には、クリー
プ破断強度は１００MPa を超えている。
【００４３】図６は、Ｃｏの含有量と６５０℃，１０万
時間推定クリープ破断強度の関係を示す図である。Ｃｏ
含有量が０．０５％以上であればクリープ破断強度は１
００MPa 以上となるが、６．０％を超えて添加された場
合には、Ｃｏを主体とする金属間化合物を析出し、クリ
ープ破断強度が低下する。
時間推定クリープ破断強度の関係を示す図である。Ｃｏ
含有量が０．０５％以上であればクリープ破断強度は１
００MPa 以上となるが、６．０％を超えて添加された場
合には、Ｃｏを主体とする金属間化合物を析出し、クリ
ープ破断強度が低下する。
【００４４】比較のために、化学成分において本発明の
いずれにも該当しない鋼を同様の方法で評価した。化学
成分と評価結果のうちＣＲＳ（６５０℃，１万時間まで
のクリープ破断強度測定結果から直線外挿で推定した６
５０℃，１０万時間の推定クリープ破断強度）、金属間
化合物の分析結果を表２に示した。
いずれにも該当しない鋼を同様の方法で評価した。化学
成分と評価結果のうちＣＲＳ（６５０℃，１万時間まで
のクリープ破断強度測定結果から直線外挿で推定した６
５０℃，１０万時間の推定クリープ破断強度）、金属間
化合物の分析結果を表２に示した。
【００４５】表２の比較鋼のうち、９８，９９番鋼はＴ
ｉおよびＺｒを全く添加しておらず、概略Ｃｒ40Ｍｏ20
Ｃｏ20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅなる組成を有する金属間化合物
が、６５０℃のクリープ試験中に、粒界にフィルム状に
析出し、６５０℃，１０万時間の直線外挿推定クリープ
破断強度が低下した例、１００番鋼は、Ｔｉを０．５％
超含有し、粗大炭窒化物が大量に生成し、靭性は熱処理
直後、０℃で２Ｊと極めて低く、同時にクリープ破断強
度が低下した例、１０１番鋼はＺｒを０．５％超含有
し、粗大炭窒化物が大量に生成し、靭性は熱処理直後、
０℃で１Ｊと極めて低く、同時にクリープ破断強度が低
下した例、１０２番鋼は、Ｔｉ，Ｚｒいずれも０．５％
を超え、粗大炭窒化物が大量に生成し、靭性は熱処理直
後、０℃で０．５Ｊと極めて低く、同時にクリープ破断
強度が低下した例、１０３，１０４番鋼は、Ｔｉ，Ｚｒ
を含有しているものの、Ｃａ，Ｂａ，Ｍｇ，Ｌａ，Ｃ
ｅ，Ｙの中から選ばれる元素を１種以上含有していない
ため、概略Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅなる組成
を有する金属間化合物が、６５０℃のクリープ試験中
に、粒界にフィルム状に析出し、６５０℃，１０万時間
の直線外挿推定クリープ破断強度が低下した例である。
ｉおよびＺｒを全く添加しておらず、概略Ｃｒ40Ｍｏ20
Ｃｏ20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅなる組成を有する金属間化合物
が、６５０℃のクリープ試験中に、粒界にフィルム状に
析出し、６５０℃，１０万時間の直線外挿推定クリープ
破断強度が低下した例、１００番鋼は、Ｔｉを０．５％
超含有し、粗大炭窒化物が大量に生成し、靭性は熱処理
直後、０℃で２Ｊと極めて低く、同時にクリープ破断強
度が低下した例、１０１番鋼はＺｒを０．５％超含有
し、粗大炭窒化物が大量に生成し、靭性は熱処理直後、
０℃で１Ｊと極めて低く、同時にクリープ破断強度が低
下した例、１０２番鋼は、Ｔｉ，Ｚｒいずれも０．５％
を超え、粗大炭窒化物が大量に生成し、靭性は熱処理直
後、０℃で０．５Ｊと極めて低く、同時にクリープ破断
強度が低下した例、１０３，１０４番鋼は、Ｔｉ，Ｚｒ
を含有しているものの、Ｃａ，Ｂａ，Ｍｇ，Ｌａ，Ｃ
ｅ，Ｙの中から選ばれる元素を１種以上含有していない
ため、概略Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃｏ20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅなる組成
を有する金属間化合物が、６５０℃のクリープ試験中
に、粒界にフィルム状に析出し、６５０℃，１０万時間
の直線外挿推定クリープ破断強度が低下した例である。
【００４６】また、１０５番鋼はＣａが、１０６番鋼は
Ｍｇが、１０７番鋼はＹが、１０８番鋼はＣｅが、それ
ぞれ０．００５％，０．００５％，０．０２％，０．０
２％を超え、Ｃａ，Ｍｇ添加鋼では熱間加工性が低下し
て、熱間圧延中に鋼塊が割れ、製造に失敗した例、Ｙ，
Ｃｅ添加鋼では多数の粗大酸化物が大量に生成し、靭性
が、熱処理直後の０℃で０．８Ｊ、および０．５Ｊと極
めて低下し、同時にＹ，Ｃｅはほぼ全量が酸化物として
鋼中に存在したため、金属間化合物生成抑制効果を発現
できず、結果的にクリープ破断強度が低下した例、１０
９番鋼はＷが無添加であったため、クリープ破断強度が
低かった例、１１０番鋼はＷが過多で、Ｆｅ2 Ｗ型Ｌａ
ｖｅｓ相が大量析出し、クリープ破断強度が低下した
例、１１１番鋼はＣｏが不足し、デルタフェライトが大
量に残留し、クリープ破断強度が低下した例、１１２番
鋼はＣｏが過多で、Ｃｏを主体とする金属間化合物（Ｆ
ｅ2Ｃｏ）を析出し、クリープ破断強度が低下した例で
ある。
Ｍｇが、１０７番鋼はＹが、１０８番鋼はＣｅが、それ
ぞれ０．００５％，０．００５％，０．０２％，０．０
２％を超え、Ｃａ，Ｍｇ添加鋼では熱間加工性が低下し
て、熱間圧延中に鋼塊が割れ、製造に失敗した例、Ｙ，
Ｃｅ添加鋼では多数の粗大酸化物が大量に生成し、靭性
が、熱処理直後の０℃で０．８Ｊ、および０．５Ｊと極
めて低下し、同時にＹ，Ｃｅはほぼ全量が酸化物として
鋼中に存在したため、金属間化合物生成抑制効果を発現
できず、結果的にクリープ破断強度が低下した例、１０
９番鋼はＷが無添加であったため、クリープ破断強度が
低かった例、１１０番鋼はＷが過多で、Ｆｅ2 Ｗ型Ｌａ
ｖｅｓ相が大量析出し、クリープ破断強度が低下した
例、１１１番鋼はＣｏが不足し、デルタフェライトが大
量に残留し、クリープ破断強度が低下した例、１１２番
鋼はＣｏが過多で、Ｃｏを主体とする金属間化合物（Ｆ
ｅ2Ｃｏ）を析出し、クリープ破断強度が低下した例で
ある。
【００４７】
【表１】
【００４８】
【表２】
【００４９】
【表３】
【００５０】
【表４】
【００５１】
【表５】
【００５２】
【表６】
【００５３】
【表７】
【００５４】
【表８】
【００５５】
【表９】
【００５６】
【表１０】
【００５７】
【発明の効果】本発明は高温クリープ強度に優れ、Ｃｏ
を含有し、６００℃以上の高温で、概略Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃ
ｏ20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅなる組成を有する金属間化合物を生
成しないマルテンサイト系耐熱鋼の提供を可能ならしめ
るものであって、産業の発展に寄与するところ極めて大
なるものがある。
を含有し、６００℃以上の高温で、概略Ｃｒ40Ｍｏ20Ｃ
ｏ20Ｗ10Ｃ2 −Ｆｅなる組成を有する金属間化合物を生
成しないマルテンサイト系耐熱鋼の提供を可能ならしめ
るものであって、産業の発展に寄与するところ極めて大
なるものがある。
【図１】鋼板試験片と圧延方向、クリープ破断強度評価
試験片の採取方向を示す図である。
試験片の採取方向を示す図である。
【図２】鋼中のＴｉ，ＺｒとＣａ，Ｂａ，Ｍｇ複合添加
効果を示す図である。
効果を示す図である。
【図３】鋼中のＴｉ，ＺｒとＬａ，Ｃｅ，Ｙ複合添加効
果を示す図である。
果を示す図である。
【図４】本発明鋼のクリープ破断強度評価結果と、結果
に基づく６５０℃，１０万時間直線外挿推定クリープ破
断強度の一例を従来の９〜１２％Ｃｒ鋼のクリープ破断
強度のデータバンドとの比較で示した図である。
に基づく６５０℃，１０万時間直線外挿推定クリープ破
断強度の一例を従来の９〜１２％Ｃｒ鋼のクリープ破断
強度のデータバンドとの比較で示した図である。
【図５】鋼中Ｗ含有量とクリープ破断強度の関係を示す
図である。
図である。
【図６】鋼中Ｃｏ含有量とクリープ破断強度の関係を示
す図である。
す図である。
１：鋼板試験片 ２：クリープ破断強度評価試験片 ３：鋼板の圧延方向
Claims (3)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．３０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、 Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、 Ｃｒ：８．００〜１３．００％、 Ｍｏ：０．０１〜３．００％、 Ｗ ：０．１０〜５．００％、 Ｃｏ：０．０５〜６．００％、 Ｖ ：０．００２〜０．８００％、 Ｎｂ：０．００２〜０．５００％、 Ｎ ：０．００２〜０．２００％を含有し、加えて Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、 Ｂａ：０．０００３〜０．００２０％、 Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、 Ｌａ：０．００１〜０．０２０％、 Ｃｅ：０．００１〜０．０２０％、 Ｙ ：０．００１〜０．０２０％の１種または２種以上
をＣａ，Ｂａ，Ｍｇについては析出物の形態で、Ｌａ，
Ｃｅ，Ｙは析出物または固溶状態で含有し、同時に Ｔｉ：０．００２〜０．５００％、 Ｚｒ：０．００２〜０．５００％の１種または２種を単
独であるいは複合して含有し、 Ｐ ：０．０３０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｏ ：０．０２０％以下に制限し、残部がＦｅおよび不
可避の不純物よりなることを特徴とする耐金属間化合物
析出脆化特性の優れた高強度フェライト系耐熱鋼。 - 【請求項２】 請求項１記載の成分に、さらに質量％
で、 Ｎｉ：０．１０〜２．００％、 Ｃｕ：０．１０〜２．００％の１種または２種を含有す
ることを特徴とする耐金属間化合物析出脆化特性の優れ
た高強度フェライト系耐熱鋼。 - 【請求項３】 請求項１または２記載の成分に、さらに
質量％で、 Ｂ ：０．０００５〜０．０１０％を含有することを特
徴とする耐金属間化合物析出脆化特性の優れた高強度フ
ェライト系耐熱鋼。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7025738A JPH08218154A (ja) | 1995-02-14 | 1995-02-14 | 耐金属間化合物析出脆化特性の優れた高強度フェライト系耐熱鋼 |
| US08/722,057 US5772956A (en) | 1995-02-14 | 1996-02-14 | High strength, ferritic heat-resistant steel having improved resistance to intermetallic compound precipitation-induced embrittlement |
| DE69608744T DE69608744T2 (de) | 1995-02-14 | 1996-02-14 | Hochfester, warmfeste, ferritischer stahl mit hervorragender beständigkeit gegen durch ausscheidung intermetallischer verbindungen verursachte versprödung. |
| EP96902438A EP0758025B1 (en) | 1995-02-14 | 1996-02-14 | High-strength ferritic heat-resistant steel excellent in resistance to embrittlement caused by intermetallic compound deposition |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7025738A JPH08218154A (ja) | 1995-02-14 | 1995-02-14 | 耐金属間化合物析出脆化特性の優れた高強度フェライト系耐熱鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08218154A true JPH08218154A (ja) | 1996-08-27 |
Family
ID=12174168
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7025738A Pending JPH08218154A (ja) | 1995-02-14 | 1995-02-14 | 耐金属間化合物析出脆化特性の優れた高強度フェライト系耐熱鋼 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5772956A (ja) |
| EP (1) | EP0758025B1 (ja) |
| JP (1) | JPH08218154A (ja) |
| DE (1) | DE69608744T2 (ja) |
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| JP2021143354A (ja) * | 2020-03-10 | 2021-09-24 | 日鉄ステンレス株式会社 | レーザー溶接用のマルテンサイト系ステンレス鋼 |
| WO2023286204A1 (ja) | 2021-07-14 | 2023-01-19 | 日本製鉄株式会社 | フェライト系耐熱鋼 |
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| FR2823226B1 (fr) * | 2001-04-04 | 2004-02-20 | V & M France | Acier et tube en acier pour usage a haute temperature |
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- 1996-02-14 EP EP96902438A patent/EP0758025B1/en not_active Expired - Lifetime
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